INSTITUTO DE INVESTIGACiÓN EN COMUNICACiÓN OPTICA Facultad de Ciencias Universidad Autónoma de San Luis Potosí Crecimiento Romoepitaxial de GaAs en superficies (631) TESIS QUE PARA OBTENER EL GRADO DE MAESTRO EN CIENCIAS APLICADAS PRESENTA Francisco Javier Ramírez Arenas ASESORES: Dr. Víctor Rugo Méndez García Dr. Máximo López López
57
Embed
TESIS - Nínive, Repositorio Institucional de la UASLP: Inicioninive.uaslp.mx/jspui/bitstream/i/2237/1/MCA1CHG0050… · · 2017-06-06COMUNICACiÓN OPTICA ... En lo que se refiere
This document is posted to help you gain knowledge. Please leave a comment to let me know what you think about it! Share it to your friends and learn new things together.
Transcript
INSTITUTO DE INVESTIGACiÓN EN COMUNICACiÓN OPTICA
Facultad de Ciencias Universidad Autónoma de San Luis Potosí
Crecimiento Romoepitaxial de GaAs en superficies (631)
TESIS
QUE PARA OBTENER EL GRADO DE
MAESTRO EN CIENCIAS APLICADAS
PRESENTA
Francisco Javier Ramírez Arenas
ASESORES: Dr. Víctor Rugo Méndez García
Dr. Máximo López López
•
•
•
Resumen
Resumen
En los últimos años el interés por las Nanoestructuras y en particular por el e tudio de lo
sistemas de baja dimensión ha aumentado considerablemente. Lo anterior se debe a que la
investigaciones previas predicen un desempeño muy superior de los dispositivos basados en
éstas estructuras en comparación con las actuales, las cuales se basan en sistemas de 2
dimensiones denominados pozos cuánticos. En lo que se refiere a los hilos cuánticos, se han
realizado varios intentos para lograr un crecimiento exitoso y confinamiento a una
dimensión. El principal reto es obtener hilos de dimensiones uniformes y densidad
aprovechable. Muchas de las investigaciones previas sobre este tema involucran procesos
de litografiado los cuales degradan o introducen defectos cristalinos en las interface ,
resultando no solo en estructuras poco aprovechables para dispositivos optoelectrónico
sino además resulta ser un método poco rentable. Otra alternat iva, lo conforma el
crecimiento sobre planos cristalográficos de altos índices. En este trabaj o de tesis
investigamos desde sus etapas iniciales la homoepitaxia de GaAs en el plano cristalográfico
(63 1) con miras a la obtención de hilos cuánticos. Iniciamos con algunos cálculos teóricos
concernientes al arreglo de los átomos en la superficie (631) así como su distribución de
en laces de las últimas capas. Posteriormente realizamos experimentos para indagar el efecto
que tienen los ataques químicos en esta superficie y se compara con ataques en superfic ies
más conocidas. Finalmente se presentan resultados concernientes a la homoepitax ia de
GaAs en donde evaluamos la posibilidad de en un futuro cercano llegar a la realización de
hilos cuánticos sobre esta superficie.
IV
• índice
índice
Capítulo 1 Introducción 1.1. Propiedades del GaAs 1
1.2. Sistemas de Baja Dimensionalidad 3
• 1.3. Métodos de Síntesis de Nanoalambres Semicond uctores 6
1.3 .1. Litografiado de Pozos 6
1.3 .2. Superficies Escalonadas 6
1.3.3. Substratos Grabados 7
1.4. O bjetivo 8
Capítulo 2 Sistemas Experimentales 2.1 La técnica de Epitaxia por Haces Moleculares (MBE) 10
2.1.1 Generalidades del Sistema de MBE 11
2.1 .1.1 Formación de Capas Cristalinas 12
2.1.1.2 Cámara de crecimiento 14
2.1.1.3 Celdas Knudsen 16
2.2 Reflexión de Electrones Difractados de Alta Energía. 17
• 2.2.1 Análisis Cinético 18
2.2.2 Barras de la red recíproca 20
2.2.3 Rectas y Anillos de Laue 21
2.2.4 Distancia entre las Líneas 22
2.2 .5 Anillos de Laue 23
2.2.6 Oscilaciones en Intensidad y sus Aplicaciones. 24
2.3 Microscopía por Fuerza Atómica 25
Capítulo 3 Resultados y Discusión 3.1 Estudios Teóricos 28
3.1.1 Análisis teórico del plano (631). 28
3.1.1.1 Programa cristal de Zincblenda 28
3.1 .1.2 Cálculos en el Programa Cristal de Zincblenda 30
• 3.1.1 .3 Aplicación al plano (63 1). 36
3.2. Estudios Experimentales 40
3.2. 1 Remoción química de óx idos nativos. 40
3.2.2 Desorción térmica de Óxidos 44
3.2.3 Homoepitaxia de GaAs(63 1 ) 46
3.2.3.1 Crecimiento inicial 46
3.2.3 .2. Nucleación en función de la temperatura 49
Capítulo 4 Conclusiones 53
v
•
•
•
•
Capítulo 1
Capítulo 1 INTRO DUCCIO N
Este trabajo está organizado de la siguiente manera: en este Capítulo se indican las
propiedades ópticas, térmicas y mecánicas del GaAs, así como también se pre enta una
breve discusión de los sistemas de baja dimensión . En el Capítulo 2 describimos las
cuestiones fundamentales de la técnica de crecimiento de epitaxia por haces moleculares
(MBE del inglés, molecular beam epitaxy), la cual fue utilizada para el crecimiento de
nuestras películas; así mismo se presentan los fundamentos de las técn icas de análisis
utilizadas . En el Capítulo 3 se presentan y ana lizan los resultados de nuestro trabajo el cual
consistió en estudiar la homoepitaxia de GaAs(631 ) comenzando con el análisis teórico del
plano y posteriormente se discuten los resultados experimentales . Finalmente, en el
Capítulo 4 se listan las conclusiones más relevantes del presente trabaj o.
1.1 Propiedades del GaAs.
Los compuestos l ll-V formados de los elementos de los grupos IIIB y VB de la tabla
periódica son los semiconductores más importantes para el desarrollo de dispositivos opto
electrónicos y circuitos electrónicos integrados. La ventaja particular de estos compuesto
radica en que proveen a los diseñadores de disposi tivos de la posibi lidad de modular en un
amplio rango las energías prohibidas de las aleaciones obteniendo además altas
movilidades eléctricas de forma tal que los materiales están disponibles con la propiedades
exactas que se requieren. En la Figura 1-1 se grafican las energías de las bandas prohibidas
en función de la constante de red para los compuestos II I-V y II -VI más importantes,
además del Si y Ge. Se han realizado extensos estudios sobre las propiedades de e to
materiales[I)[2)[3][4) pero en particular, este trabajo, se centra en el estudio del crecimiento de
GaAs. Así pues, nos detendremos a detallar un poco más las propiedades de este elemento.
Figura 3-3. Traslación y rotación de los vectores de posiciones atómicas. Suma y resta de vectores para representar enlaces en el cristal de tamaño nxm.
Es posible contraer o expandir las distancias interatómicas en el cristal para ver con
mayor detalle su estructura, esto se logra mediante la multiplicación de una con tante a
todos y cada uno de los vectores de posiciones que forman la red .
Lo anterior permitió dar a la interface del usuario opciones para añadir o quitar
celdas, mostrar u ocultar enlaces, expandir o contraer, rotar alrededor de los ejes
coordenados mediante un menú contextual en el botón derecho del ratón o usando la tec las
F I hasta F 12. Más capacidades fueron añadidas al programa, que serán descrita a
continuación.
32
•
•
•
•
Ca pítulo 3
El principal uso del programa es para estudiar los diferentes corte de pl ano
cristalinos y ver su superficie. El algoritmo empleado para ese objetivo consi tió
primeramente en hacer un corte del plano en el "bulto" del cristal y finalmente ap licar una
transformación tal que permitiera tener una vista aérea del plano en cuestión, esto e norm al
a sus superficie.
En un a primera aproximación el usuario podría hacer las rotaciones necesarias para
tener una vista frontal o aérea de la superficie estudiada pero esto resultaba bastante
complicado, pues como se mencionó anteriormente, el orden en el cual se aplican las
rotaciones es de importancia, además de que no se podía lograr una perspectiva
exactamente normal al plano, interfiriendo con el estudio de la geometría atómica de la
superficie. Entonces fue necesario hacer uso de una matriz de transformación que nos diera
de manera directa una vista frontal de la superficie. Recordando que las matrices de
rotaci ón no conmutan, entonces debe hacerse una combinación de rotaciones y tras lac ione
para lograr que dado un vector normal al plano, transformarlo en un vector paralelo al eje z
por ejemplo. Con la ecuación del plano y la transformación anterior re ulta el algoritmo
principal del programa, con lo cual se pueden estudiar planos cristalinos .
1241 La ecuación de un plano que intercepta los ejes coordenados en ~ , ~ y ~I ,
está dada por la ecuación
(x-u) .d = 0 c. 3-6
Donde ü es un vector en el plano y d es un vector normal . Para el ca o de un
cristal con simetría cúbica, el vector de dirección [hkl] es normal al plano (hkl).
La di stancia entre planos está dada por:
d _E.L .(hb, + kb2 +lbJ hkl - h jH j
MI
I
jHhk/j c 3-7
donde H hkl = hb, + kb2 + lb) es un vector de la red recíproca y al el parámetro de red . s
así que para hacer un corte en el cristal del plano de (hkl) se debe cumplir la condición de
que donde son las coordenadas de los átomos. Esta condición va hacer un corte
en el cristal para mostrar sólo los átomos que estén en la superficie del plano, pero aún es
33
•
•
•
•
•
Capítulo 3
necesario hacer rotaciones al cristal para tener una vista frontal de este plano en la panta ll a.
Por lo que es necesario realizar una se rie de transformaciones y rotaci ones en el espaci
para con lo cual se obtiene la matriz de rotación alrededor de un eje arbitrario ñ
(
an ~ + e an1n2 - sn3 R(n,B)= an1n2 +sn3 an; +e
an1n3 - sn2 an2n3 + snl
an1n3 + sn2 ]
an2nJ - sn l
ani +e
Ec 3-8
con a = 1- cos(B) s = sin(B) e = co (B)
La forma final de la matriz que usa el programa se calcula de la siguiente manera :
para rotar al plano (hkl) y tener una vista frontal de éste, es decir, hacer que el vector
normal a su superficie [hkl ]sea paralelo al eje z que es normal a la pantalla, se calcul a el
eje alrededor del cual se va a rotar el plano, el cual se obtiene con el producto cruz [hkl}xk
normalizado, donde k es el vector unitario en el eje z.
n = [hkl }xk \[hkl}xk\
es e l vector eje de rotación
Sustituyendo en la matriz de la ecuación 3-8 y aplicado a cualquier punto (x,y,z)
de l plano obtenemos:
donde
X' = (an ~ +e)x+ an1n2y+ sn2z
y' = an1n2x +(an; + e)y - sn1z
z ' = -sn2x + sn1y + ez
r' = ~h 2 +e
e=- , a= I - e, s =sin(cos -I(~)) r r
y las h,k,1 son los índices de Miller del plano.
Ec 3-9
Ec 3-10
34
•
•
•
•
Capítulo 3
Con la ecuación 3-9 el programa calcula las nuevas coordenadas y puede desplegar
el plano cristalográfico en el plano de la pantalla. También se le agregaron otras
capacidades al algoritmo principal, como el poder ir recorriendo las capas atómi ca
inferiores para ver exactamente la posición de los átomos en las primeras capa vecinas y si
tienen o no participación con enlaces libres en la superficie terminada en bulto, por
ejemplo. La Figura 3-4 muestra las dos capas de átomos por debajo de la superficie (11 1) .
Las teclas F 11 Y F 12 del teclado cumplen la función de ir quitando o añadiendo planos o
mediante una opción del menú contextual mostrar todos los átomos del bulto, e to es la
representación completa del corte del cristal.
Figura 3-4. Secuencia de planos atómicos para la superficie (l J JJ.
También se añadió la capacidad de desplegar las coordenadas de las posicione
atómicas con el fin de determinar direcciones de interés, distancia entre átomos y la celda
unitaria, como se muestra en la figura 3-4.
35
•
•
•
•
•
Capítulo 3
3.1.1.3 Aplicación al plano (631)
Para tratar de entender lo que puede pasar durante un crecimiento epitaxial en MB E
es necesario tomar en consideración los enlaces libres, terrazas, canales y en general la
morfología de la superficie, así como la polaridad o no polaridad de la misma. El programa
descrito anteriormente se utilizó para estudiar el plano con dirección (63 1) en e l GaAs . En
la Figura 3-5 se muestra una vista aérea del plano (631) en donde además se indican
algunas de las direcciones que se encuentran sobre el plano. De la Figura 3-5 se observa
que la superficie (631) tiene cara A y cara B, donde la A denota al Galio y la B al Arséni co
para el caso del GaAs. Esta diferenciación está perfectamente representada en la uperfic ie
Figura 3-5. Superficie (631), terminación en bulto.
36
•
•
•
•
•
Capítulo 3
GaAs( 111) donde una de las caras del cristal tiene únicamente átomos de Gal io,
GaAs(III)A y la otra únicamente de Arsénico, GaAs(lll)B. Las diferenc ias en las
características de la cara tipo A con respecto a la tipo B, relacionada con la diferente carga
electrónica resultante de los átomos de un tipo o del otro, da lugar a significativos cambio
en los ataques químicos y el crecimiento sobre las caras. [251 El llamado ataque quími co
selectivo actúa preferentemente o con diferentes velocidades de reacción en una dirección
que en otra, poniendo de manifiesto lo antes mencionado. Se ha utilizado este propiedad en
la preparación de guías de onda, fabricación de microestructuras (MEM 's)1261, etc.
Para obtener una visión completa del plano (631) es necesario conside rar todos
aquellos átomos que, en ausencia de reconstrucción, proporcionarían enlaces libres . Asi
además de los átomos localizados hasta arriba (topmost atoms) , consideraremos los átomos
que se encuentran ligeramente debajo de los anteriores y que ofrecerían enlaces libres. Un
esquema del plano es dado en la Figura 3-6. En la Figura 3-6 podemos identificar la ma lla
unitaria o red espacial dada por los vectores a y b englobando los átomos de una especie .
De aquí en adelante nos referiremos a las esferas rojas como átomos Tipo A. Analizando la
superficie de GaAs encontramos los vectores de la red espacial :
a = 5.653(-1 ,2,0) Y b = 5.653/2(0,1,-3)
Además, podemos identificar otro vector e relacionado con la base de la estructura
cristalina: e = 5.653/4(-1 ,1,3).
Un acercamiento de la celda unitaria del plano (631) se muestra en la Figura 3-7 , en donde
se aprecia la naturaleza polar de la superficie. En el plano (631) los átomos tipo A ti enen un
enlace libre a lo largo de la dirección [111]. Este enlace forma un ángulo a con el vector
normal a la superficie dado por:
a = cos- I [111] . [631] = 31.650 1 [l11]11[631~
Por lo que el ángulo del enlace con al plano (631) es igual a 58 .35°. Finalmente la
proyección de éste enlace en el plano (631) esta dirigido aproximadamente a lo largo de la
dirección [ T tJ ].
37
•
•
•
•
Capítulo 3
Otro enlace libre de los átomos tipo A se encuentra práct icamente hori zontal dirig ido a lo
largo de la dirección [1-1-1] cuyo ángulo 13 con e l vector (63 1) es de 80.19° y con el plano
Figura 3-6. Plano (631). Podemos identificar átomos que se encuentran cercanos a la superfic ie, pero no todos están en el mismo plano o alfu ra.
38
•
•
•
•
Capítulo 3
Figura 3-7. Celda unitaria del plano (631) vista desde arriba. Se indican las direcciones {JJI} para identificar los enlaces libres. El conjunto de flechas de la parle derecha inf erior indica los vectores que sobre el plano (63J) se encuentran: Gris [5-9-3]. Naranja [2-3-3].
Figura 3-9. Imágenes de AFM del GaAs(63 1) antes y después del ataque químico. El área de barrido es de 111m2, mientras que la escala vertical es de 30nm.
Por otro lado, en la Figura 3-10 se muestran las superfic ies A y B de GaA s( 1 1 1). M ientra
que la cara A parece poco sensible al ataque químico, la cara B modifica ligeramente su
morfología después del ataque. Esto es ampliamente documentado en la literatura . El hecho
de que la superficie termine mayoritariamente en átomos de valencia mayor (como el As),
propicia mayor interacción con la solución química y puede afectar sensiblemente la
morfología. El caso contrario a la superficies polares, es la superficie GaA s ( 100), cuyas
imágenes antes y después del tratamiento químico se muestran en la Figura 3- 11 . Notemo
que antes y después del ataque la superfic ie GaAs( IOO) muestra e l mismo nive l de
rugos idad.
42
•
•
•
•
Capítulo 3
CiaAs( 1 11 )A CiaAs( 111 )B
6.1Á
Q,I
= =' !! = Q¡
"C ,." Q,I .... = <
JO; 0.700 w/:Jh , lO G04 ........ JI ..
6.6Á 6.6Á
Q,I
= =' = .... = Q¡
"C
,~
= Q,
~ ~
... O.lQO~o'" " fl,:oo ""'.JI,,
1 10_1\10 ,.;'.,11 10_(0l'I0 __ .. ,.,
Figura 3-10. Imágenes de AFM del GaAs(J I 1) antes y después del ataque químico. El área de barrido es de 111m 2, mientras que la escala vertical es de 30nm.
Una vez realizado el análisis anterior concluimos que estamos listos para proceder
con la epitaxia, dado que como se evidenció los ataques químicos mantuvieron en el mismo
orden de rugosidad en las superficies tipo A. Además, en el caso de l GaAs(631 )B
observamos que la solución química aplana efectivamente la superficie.
43
•
•
•
•
Capítulo 3
GaAs( IOO)A
3.4Á
~ ::1 ~
S = -~ ~
! e -<
, o Joo """/lt l ,, t }/).OOO ...,.;".
3.2Á
~ ::1 ~
S = ~ ~
~ ::1
=-~ ~
CI
'1( O.20t,1 """'1 't ll).~ r./4
Figura 3-11. Imágenes de AFM del GaAs(100) antes y después del ataque químico. El área de barrido es de J f.1m 2
, mientras que la escala vertical es de 30nm.
3.2.2 Desorción térmica de Óxidos
Para proceder con la epitaxia, es necesario remover térmicamente lo óx idos fresco
resultantes del paso anterior. Estos óxidos se evaporan al elevar el GaA s a temperatura
aproximadas de 600C. Si no existe control sobre las temperaturas del GaAs o fluj o de A
durante este proceso, normalmente se obtienen superficies bastante rugosas, las cuale
empañan la correcta interpretación de los resultados. Así, es recomendable estudi ar
inicialmente el proceso de desorci ón de óxidos antes de iniciar el crecimiento. Durante la
rampa de temperatura, fijamos nuestra atención en el patrón RHEED a lo largo de do
44
•
•
•
•
•
Ca pítulo 3
direcciones: [-2,1 ,0] Y [-1 ,3,-3]. Al inicio, la pantalla RHEED mostraba un patrón nebulo o
sin rastro alguno de líneas, típico de una superficie amorfa o cubierta de óxidos. En la
Figura 3-12 se observan los patrones RH EED observados al final del proceso de de orción
térmica de los óxidos. Observamos patrones lineales y brillantes, lo cual ugi ere superfic ies
atómicamente planas y limpias. A lo largo de la dirección [-1 , 2,0] observamos barras a
medio orden, lo cual sugiere una reconstrucción 2x. Por otro lado, al dirigir el haz de
electrones en la dirección [-1 , 3,-3] el patrón presenta simetría 6x. Cabe señalar que a lo
largo de las demás direcciones se observaron patrones con líneas discontinuas típico de
superficies altamente escalonadas o de altos índices. Además, fue posible observar gran
cantidad de líneas de Kikuchi , lo cual representa un excelente arreglo cristalino en las
ultimas capas . Lo anterior muestra la elevada complejidad de la superficie (631).
Figura 3-12. Patrones RHEED observados a lo largo de las direcciones a) [-2, 1,O} y b) [-l ,3,-3} al concluir el proceso de desorción.
La planaridad predicha por RHEED es comprobada por las imágenes de AFM tomadas una
vez que fueron removidas las muestras del sistema de MBE. La Figura 3-13 muestra la
superficie del GaAs(631 ) una vez que se ha removido del sistema de MBE al concluir e l
proceso de desorción. Notemos que la superficie además de ser plana, no presenta la
formación de agujeros o montañas, lo cual es deseable para propósitos del crecimiento. Así
pues, estamos listos para hincar el crecimiento sobre esta superficie.
45
•
•
•
•
Capítulo 3
o
Figura 3-13. Imagen de AFM de GaAs(631) una vez concluido el proceso de desorción.
3.2.3 Homoepitaxia de GaAs(631)
3.2.3.1 Primer Crecimiento
Para los crecimientos se utilizó un sistema vertical Riber 2 l mostrado en la Figura
3- l 4. El adjetivo vertical viene de la disposición de sus celdas, las cuale e tán
prácticamente verticales y cuyo flujo molecular es de abajo hacia arriba. En el primer
crecimiento, el cual podemos denominar de sondeo, la desorción ocurrió a 600°C bajo
flujo de As. Posteriormente se bajó la temperatura a 590°C, temperatura a la cual se
depositaron 2000 A de GaAs. En la Figura 3- l 5 se presentan las osci laciones RH EED
observadas en las etapas iniciales de la deposición de GaAs, cuya periodo de oscil ac ión
coincide con la razón de crecimiento nominal. Vale la pena hacer notar que la aparición de
osci laciones RHEED lo cual sugiere que los parámetros de crecimiento tal como la
temperatura y la razón de flujos As/Ga se encuentran muy cerca de los parámetros óptimos
de crecimi ento. Además durante la homoepitaxia en planos de altos índices no es frecuente
observar oscilaciones. Las oscilaciones indican un crecimiento capa por capa lo cua l puede
ser muy cuestionable al tratarse de superficies muy escalonadas. Los modelos del plano
46
•
•
•
•
•
Ca pítulo 3
(631) precisamente mostraron una superficie rica en escalones. Sobre superficie
escalonadas, el material pierde la libertad de difundirse libremente en la dirección
transversal a los escalones. Las moléculas preferencialmente se nuclean ju to bajo e l
escalón propiciando crecimiento lateral mas no capa por capa. Por lo tanto, al observar e ta
evidencia experimental podemos esperar de antemano una dirección preferencial de
difusi ón superficial de los átomos de GaAs, esto deberá reflejarse en la morfología
superficial.
Figura 3-14. Sistema vertical Riber 21 utilizado en este trabajo.
En la Figura 3-16 se muestran imágenes de AFM tomadas al fina l del crecimiento.
Podemos observar estructuras nanopiramidales alargadas en uno de sus vértices con una
densidad de aproximadamente 5.5x l 08 cm'2 . Entonces, tal como se mostró en RH EED
existe efectivamente una dirección preferencial de difusión superficial. Analizando con
cuidado la dirección de barrido, concluimos que la dirección de alargam iento es la [-2,5,-3].
47
•
•
Capítulo 3
130~-------------------------------.
~ 120 2-o w W I o:: 110 "O ro
"O .¡¡; e Q)
'E 100
Ga on 1
o 5 10 15
TIEMPO (seg)
Figura 3-15. Oscilaciones en intensidad del haz especular del cañón RHEED .
lOxlOmicras 5x5 micras
Figura 3-16. Morfología superficial de GaAs/GaAs(631). La escala vertical va de O a 70nm.
48
•
•
•
Capítulo 3
Por otro lado, en la Figura 3-l7(a) se muestra un acercamiento a dos de las nanopirámide .
Es interesante notar que el crecimiento de GaAs aparentemente ha copi ado la estructura de
la celda unitaria. Observemos la concordancia que existe entre la forma de la base de la
pirámide y la mal\a unitaria del plano (631), Figura 3-17(b). Por otro lado, analizando la
sección transversal al plano (631) a 10 largo de la direcci ón [-2,5 ,-3], Figura 3-17, se
encuentran filas de átomos o canales lo cual sugiere que a lo largo de ésta dirección los
átomos podrían moverse más libremente, en completo acuerdo con lo observado por AFM .
Figura 3-17. a) Acercamiento a la imagen de AFM en torno a una pirámide. b) Malla unitaria mostrando una geometría a una escala mucho mayor, pero muy similar a la base
de la pirámide. c) Diagrama de vectores sobre el plano (63 1)de los incisos (a) y (b) . d) Vista transversal al plano (631) a lo largo del vector [-2,5,-3]. Note la presencia de
canales.
3.2.3.2 Nucleación en función de la temperatura
Uno de los parámetros más importantes de los cuales depende la longitud de
difusión durante el depósito de materiales es la temperatura de crecimiento. Así, con e l
propósito de verificar la existencia de una dirección preferencial de movimiento de los
49
•
•
•
•
Capítulo 3
átomos en miras a la obtención de hilos cuánticos, se realizó una serie de crecimientos en
los cuales se varió la temperatura del substrato de 490 a 576°C. Se mantuvo con tante para
todas las muestras la relación AS4/Ga=20 y el tiempo de depósito de 30min, lo cual re ulta
en aproximadamente 3600 Á.
En la Figura 3- 18 se muestran las imágenes obtenidas por AFM de esta serie de
crecimientos. En ellas puede apreciarse la formación de las nanoestructuras descritas
anteriormente y cómo la forma de las mismas varía con la temperatura de crecimiento.
AFM
a)
Figura 3-18. Imágenes obtenidas por AFM de las muestras crecidas a a)490, b)5 10, c)540 y d) 5 76°C. El área de barrido es de 10 f.1m
2.
50
•
•
Capítulo 3
La altura y longitud promedio de las nanoestructuras a lo largo de la dirección [-
2,5,-3] se muestra en la Figura 3-19. Observemos que el aumento de su longitud tiene
dependencia exponencial con la temperatura, mientras que el cambio en su altura posee
dependencia lineal. Por lo tanto e l principal efecto que tiene el aumentar la temperatura e
un alargamiento de las nanoestructuras a lo largo de la dirección [-2,5,-3]. De hecho el
ancho de la estructuras varía muy poco (de 400 a 500 nm).
A manera de conclusión, observamos que la temperatura modifica significativamente la
forma de las pirámides dado que propicia mayor difus ión superficial a lo largo de la
dirección [-2,5,-3]. Consideramos que variando otros parámetros de crecimiento e pos ible
alongar aún más las islas permitiendo la síntesis de geometrías muy semejantes a los hilos
cuánticos.
a) 50
45
E .s 40 ro
2 <{ 35
30 • 480 500 520 540 560 580
TEMPERATURA (oC)
b) 4500
4000
E 3500 .s ~ 3000
~ 2500 o
....J 2000
1500 480 500 520 540 560 580
TEMPERATURA (oC)
Figura 3-19. Dependencia de la a) altura y b) longitud de las nanoestructuras piramidales en función de la temperatura de crecimiento .